JPH083685A - 冷間圧下された非時効性深絞り鋼およびその製造法 - Google Patents

冷間圧下された非時効性深絞り鋼およびその製造法

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JPH083685A
JPH083685A JP35982991A JP35982991A JPH083685A JP H083685 A JPH083685 A JP H083685A JP 35982991 A JP35982991 A JP 35982991A JP 35982991 A JP35982991 A JP 35982991A JP H083685 A JPH083685 A JP H083685A
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Rollin E Hook
ローリン・イー・フック
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Armco Steel Co LP
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Armco Inc
Armco Steel Co LP
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Abstract

(57)【要約】 【目的】 溶融合金化添加物を用いずに、又は脱ガスせ
ずに、熔融物を撹拌又はフラックスして残留炭素、窒
素、又はリンが極少量に減少された非時効性深絞りアル
ミニウムキルド鋼を製造すること。 【構成】 少なくとも１．８のｒm値を有する細長い粒
状組織で特徴づけられた、冷間圧下された、非時効性の
再結晶回分焼きなまし鋼、および０．０８％重量以下の
炭素、０．１重量％以下の酸溶解アルミニウム、０．２
重量％以下のマンガン、残部は鉄及び不可避不純物から
本質的になる、約１２６０℃より低い温度から熱間圧延
されたスラブから、溶解した窒素を有するシートにされ
る鋼の製造法。

Description

【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、冷間圧下された、深絞
り非時効性のアルミニウムキルド鋼に関する。特に、本
発明は低下された熱間圧延温度を有するスラブから製造
される低マンガンの、回分焼きなまし鋼に関するもので
ある。この鋼は細長い粒状組織および非常に高い平均塑
性ひずみ割合を有するという特徴がある。
【０００２】
【従来の技術】深絞り鋼が、１．８またはそれ以上の非
常に高い平均塑性ひずみ（ｒm）を要求することは周知
である。平均塑性ひずみ割合は、 ｒm＝（ｒ0゜＋ｒ90゜＋２ｒ45゜）／４ で定義されるものである。高いｒm値は、例えばＴｉ，
Ｃｄ，Ｚｒ，Ｂ等のような種々の炭化物及び／又は窒化
物形成剤を鋼溶融組成物に添加することにより達成され
ていた。しかしながら、深絞り鋼を製造するためにこの
ような元素を添加することは、合金のコストを高くする
ために、望ましいことではない。また、同様に高いｒm
値を持つ等軸粒状組織を有するアルミニウムキルド鋼
は、冷間圧下前に窒化アルミニウムが析出されれば、連
続焼きなましにより製造できることも知られている。細
長い粒状組織を有する、回分焼きなましされたアルミニ
ウムキルド鋼は、焼きなまし中での再結晶開始前にゆっ
くりヒートアップする間に窒化アルミニウムが析出され
て、約１．８のｒm値にすることができる。回分焼きな
ましとは異なり、窒化アルミニウムは、加熱速度が早す
ぎるために、連続焼きなまし中での再結晶前に析出せず
に高いｒm値を形成する。高いｒm値を有する連続焼きな
ましアルミニウムキルド鋼を製造するために、冷間圧下
する前に窒化アルミニウムを析出させるには、熱間圧延
後に高い巻取温度を使用するか、比較的冷たいスラブ
を、鋳造に続くスラブの冷却中に析出する窒化アルミニ
ウムを再溶解するのに充分な温度に再加熱することによ
り行われる。
【０００３】次の公知技術は、連続焼きなましにより製
造され、冷間圧下されたアルミニウムキルド鋼を開示し
ている。米国特許第4,145,235号明細書は、熱間圧延後
鋼を７３５℃より低い温度で熱間巻取りすること、高い
ｒm値を有する低マンガンのアルミニウムキルド鋼を製
造する方法が開示している。連続焼きなまし後のｒm値
が２．０９までのものが記載されている。米国特許第4,
478,649号明細書は、連続鋳造アルミニウムキルド鋼ス
ラブを、該スラブを再加熱することなく直接熱間圧延す
る方法を開示している。鋳造スラブは、Ａｒ3以下の温
度に冷却する前には熱間圧延し、それにより窒化アルミ
ニウムの析出が避けられる。窒化アルミニウムは、熱間
圧延した後シートを少なくとも７８０℃の温度で熱間巻
取りすることにより、連続焼きなまし前に析出される。
米国特許第4,698,102号明細書は、鋳造に続くスラブの
冷却の間に析出した窒化アルミニウムが熱間圧延前に再
溶解しないように、アルミニウムキルド鋼のために１２
４０℃以下のスラブ温度を使用することを開示してい
る。６２０〜７１０℃の熱間圧延後の巻取り温度で、連
続焼きなましの前に、残存している溶解窒素が析出する
ことが開示されている。米国特許第4,116,729号明細書
は、連続的に鋳造されたアルミニウムキルド鋼スラブを
少なくとも２０分間、６５０℃からＡｒ3の範囲の温度
に冷却して窒化アルミニウムを析出させることを開示し
ている。ついでスラブは窒化アルミニウムを再溶解させ
ずに熱間圧延するために９５０〜１１５０℃に再加熱さ
れる。連続焼きなまし後のｒm値は１．６までのものが
開示されている。
【０００４】米国特許第4,627,881号は、窒素を０．０
０２５％以下、リンを０．０１０％以下、およびリンと
５倍の窒素との合計が０．０２０％以下に調節すること
により、ｒm値の高い連続的に焼きなましされたアルミ
ニウムキルド鋼を製造する方法を開示している。スラブ
は１０５０〜１２００℃の温度範囲で再加熱され、そし
て熱間圧延される。熱間圧延されたシートは６５０℃以
下の温度で巻取られた。冷間圧下された連続焼きなまし
シートは２．１までのｒm値を有していた。また、高い
ｒm値を有する連続焼きなましアルミニウムキルド鋼
が、溶融物中の溶解アルミニウムを増加させることによ
り製造することができることも知られている。米国特許
第3,798,076号明細書は、連続焼きなまし後に０．１３
〜０．３３％の溶解アルミニウムおよび１．９１までの
ｒm値を有するアルミニウムキルド鋼を開示している。
【０００５】類似の高いｒm値を有するアルミニウムキ
ルド鋼が回分焼きなましにより製造できることは公知で
ある。米国特許第3,959、029号明細書は、窒化アルミニ
ウムが析出しないように、即ち回分焼きなましの前に窒
素を溶液に保って慣用のスラブ熱間圧延を行うことを開
示している。焼きなまし中に冷間圧下されたシートを脱
炭素して炭素を０．０１％以下にすることによる非時効
性アルミニウムキルド鋼について、２．２３までのｒm
値が開示されている。米国特許第4,473,411号明細書は
１．８５までのｒm値を有する、回分焼きなましされた
アルミニウムキルド鋼を開示している。慣用の（１２６
０℃のスラブドロプアウト温度の）熱間圧延手段を用い
て、窒化アルミニウムを析出させずに熱間圧延された
０．１２〜０．２４％のマンガンを有するスラブからシ
ートが製造された。熱間圧延されたシートは冷間圧下さ
れ、そしてｒm値を高めるために、その冷却点温度が焼
きなましの間注意深く調節された。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】非時効性深絞り鋼を製
造するために熔融物に炭化物及び／又は窒化物形成元素
を添加することは、合金コストの面から望ましいことで
はない。残留炭素、窒素またはリンを減少するために必
要な熔融物加工技術、即ち真空脱ガス、トリベ撹拌、フ
ラックスなどは高価である。非時効性深絞りアルミニウ
ムキルド鋼を製造するために、巻取り温度を上げること
は冷却速度が不均一になるのために望ましくなく、そし
て高められた巻取り温度から冷却する間に、熱間圧延さ
れたシート上に形成されるスケールを除去することがと
ても困難である。非時効性深絞りアルミニウムキルド鋼
の製造に特別な脱炭素焼きなましの繰り返しは、コスト
を高めるので望ましくない。従って、安価な非時効性深
絞りアルミニウムキルド鋼の提供の必要性がある。特
に、慣用の方法、または慣用の方法以上にコストが付加
されない、そして好ましくはコストが低い方法を用いて
製造するこのができる、１．８またはそれ以上のｒm値
を有する回分焼きなましされたアルミニウムキルド鋼の
提供の必要性がある。
【０００７】本発明の主目的は、溶融合金化添加物を用
いずに、又は脱ガスせずに、熔融物を撹拌又はフラック
スして残留炭素、窒素、又はリンが極少量に減少された
非時効性深絞りアルミニウムキルド鋼を製造することに
ある。本発明の他の目的は、熱間圧延後に高められた巻
取り温度を使用することなく、非時効性深絞りアルミニ
ウムキルド鋼を製造することにある。本発明のさらに他
の目的は、脱炭素のような特別の回分焼きなましの繰り
返しを行うことなく、非時効性深絞りアルミニウムキル
ド鋼を製造することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明は、少なくとも
１．８のｒm値を有する細長い粒状組織で特徴づけられ
た冷間圧下された、非時効性の再結晶回分焼きなまし
鋼、および０．０８％重量以下の炭素、０．１重量％以
下の酸溶解アルミニウム、０．２重量％以下のマンガ
ン、残部は鉄及び不可避不純物から本質的になる、約１
２６０℃より低い温度から熱間圧延されたスラブから溶
解した窒素を有するシートにされる鋼の製造法に関す
る。さらに、好ましくは、該鋼は０．０５重量％以下の
炭素、０．０３〜０．０８重量％の酸溶解アルミニウ
ム、０．０２重量％以下のマンガン、０．００３〜０．
００７重量％の全窒素、但し酸溶解アルミニウムの重量
％と全窒素の重量％との積は５×１０-4以下である、か
ら本質的になるものである。特に好ましくは、該鋼は５
３８〜６４９℃の温度で焼きなましした後に、少なくと
も２．０のｒm値を有し、０．１６重量％以下のマンガ
ン、０．０５〜０．０６重量％の酸溶解アルミニウム、
０．００４〜０．００６重量％の全窒素、但し酸溶解ア
ルミニウムの重量％と全窒素の重量％との積は２×１０
-4〜４×１０-4の範囲内である、から本質的になり、そ
して約１１７０℃から熱間圧延された、連続鋳造スラブ
から製造されるものである。
【０００９】本発明の特徴は、細長い粒状組織及び少な
くとも１．８のｒm値で特徴づけられ、０．０８％重量
以下の炭素、０．１重量％未満の酸溶解アルミニウム、
０．２０重量％以下のマンガン、残部は鉄及び不可避不
純物から本質的になり、約１２６０℃未満の温度から熱
間圧延されたスラブから、溶解した窒素を有するシート
にすることにより製造される、冷間圧下され、非時効性
再結晶回分焼きなましされた鋼板にある。
【００１０】本発明の他の特徴は、細長い粒状組織及び
少なくとも２．０のｒm値で特徴づけられ、０．０５％
重量以下の炭素、０．０２〜０．１重量％の酸溶解アル
ミニウム、０．２０重量％以下のマンガン、残部は鉄及
び不可避不純物から本質的になり、約１１７５℃以下の
温度から熱間圧延された連続鋳造スラブから、溶解した
窒素を有するシートにすることにより製造される、冷間
圧下され、非時効性再結晶回分焼きなましされた鋼板に
ある。
【００１１】本発明のさらに他の特徴は、細長い粒状組
織及び少なくとも１．８のｒm値で特徴づけられ、０．
０８％重量以下の炭素、０．０１重量％以下の酸溶解ア
ルミニウム、０．２０重量％以下のマンガン、不純物と
して窒素を含み、その際酸溶解アルミニウムの重量％と
全窒素の重量％との積は５×１０-4以下であり、残部は
鉄及び不可避的不純物から本質的になり、約１２６０℃
以下の温度から熱間圧延された連続鋳造スラブから、溶
解した窒素を有するシートにすることにより製造され
る、冷間圧下され、非時効再結晶回分焼きなましされた
鋼板にある。
【００１２】本発明のさらに他の特徴は、細長い粒状組
織及び少なくとも２．０のｒm値で特徴づけられ、０．
０５％重量以下の炭素、０．０３〜０．０８重量％の酸
溶解アルミニウム、０．２０重量％以下のマンガン、
０．００３〜０．００７重量％の全窒素を含み、その際
酸溶解アルミニウムの重量％と全窒素の重量％との積は
５×１０-4以下であり、残部は鉄及び不可避的不純物か
ら本質的になり、約１１７５℃以下の温度で熱間圧延さ
れた連続鋳造スラブから、溶解した窒素を有するシート
にすることにより製造される、冷間圧下され、非時効再
結晶回分焼きなましされた鋼板にある。
【００１３】本発明のさらに他の特徴は、細長い粒状組
織及び少なくとも２．０のｒm値で特徴づけられ、０．
０５％重量以下の炭素、０．０５〜０．０６重量％の酸
溶解アルミニウム、０．１６重量％以下のマンガン、
０．００４〜０．００６重量％の全窒素を含み、その際
酸溶解アルミニウムの重量％と全窒素の重量％との積は
２×１０-4〜４×１０-4であり、残部は鉄及び不可避的
不純物から本質的になり、約１１７５℃以下の温度から
熱間圧延された連続鋳造スラブから、溶解した窒素を有
するシートにすることにより製造される、冷間圧下さ
れ、非時効再結晶回分焼きなましされた鋼板にある。
【００１４】本発明の他の特徴は、０．０８％重量以下
の炭素、０．１重量％以下の酸溶解アルミニウム、０．
２０重量％以下のマンガン、残部は鉄及び不可避不純物
から本質的になるスラブを用意し、約１２６０℃未満の
温度を有する該スラブを熱間圧延し、熱間圧延されたシ
ートをデスケーリングし、デスケーリングされたシート
を冷間圧下し、冷間圧下されたシートを再結晶回分焼き
なましをすることからなり、該焼きなましされたシート
は非時効性であり、細長い粒状組織と少なくとも１．８
のｒm値とで特徴づけられるシート鋼の製造法にある。
【００１５】本発明の他の特徴は、０．０８％重量以下
の炭素、０．１重量％以下の酸溶解アルミニウム、０．
２０重量％以下のマンガン、残部は鉄及び不可避不純物
から本質的になる熔融物を用意し、該熔融物を５０ｍｍ
以下の厚さのスラブに鋳造し、約１２６０℃未満の温度
の該スラブを熱間圧延して溶解した窒素を有するシート
とし、、熱間圧延されたシートをデスケーリングし、デ
スケーリングされたシートを冷間圧下し、冷間圧下され
たシートを再結晶回分焼きなましすることからなり、該
焼きなましされたシートは非時効性であり、細長い粒状
組織と少なくとも１．８のｒm値とで特徴づけられるシ
ート鋼の製造法にある。
【００１６】本発明の他の特徴は、０．０５％重量以下
の炭素、０．０２〜０．１重量％の酸溶解アルミニウ
ム、０．２０重量％以下のマンガン、残部は鉄及び不可
避不純物から本質的になる熔融物を用意し、該熔融物を
スラブに鋳造し、約１１７５℃未満の温度の該スラブを
熱間圧延して溶解した窒素を有するシートとし、、熱間
圧延されたシートをデスケーリングし、デスケーリング
されたシートを冷間圧下し、冷間圧下されたシートを再
結晶回分焼きなましすることからなり、該焼きなましさ
れたシートは非時効性であり、細長い粒状組織と少なく
とも２．０のｒm値とで特徴づけられるシート鋼の製造
法にある。
【００１７】本発明の他の特徴は、０．０８％重量以下
の炭素、０．０１重量％以上の酸溶解アルミニウム、
０．２０重量％以下のマンガン、及び不純物としての窒
素、但し酸溶解アルミニウムの重量％と全窒素の重量％
との積は５×１０-4以下である、から本質的になるスラ
ブを用意し、約１２６０℃以下の温度の該スラブを熱間
圧延して溶解窒素を有するシートとし、、熱間圧延され
たシートをデスケーリングし、デスケーリングされたシ
ートを冷間圧下し、冷間圧下されたシートを再結晶回分
焼きなましすることからなり、該焼きなましされたシー
トは非時効性であり、細長い粒状組織と少なくとも１．
８のｒm値とで特徴づけられるシート鋼の製造法にあ
る。
【００１８】本発明の他の特徴は、０．０５％重量以下
の炭素、０．０３〜０．０８重量％の酸溶解アルミニウ
ム、０．２０重量％以下のマンガン、０．００３〜０．
００７重量％の全窒素を含み、その際酸溶解アルミニウ
ムの重量％と全窒素の重量％との積は５×１０-4以下で
あり、残部は鉄及び不可避的不純物から本質的になる熔
融物を用意し、該熔融物をスラブに鋳造し、該スラブを
Ａｒ3以下の温度に冷却して窒化アルミニウムを析出さ
せ、該スラブを１１７５℃以下の温度に再加熱して該窒
化アルミニウムを再溶解し、スラブを少なくともＡｒ3
に等しい仕上げ温度及び５９３℃以下の冷却温度を有す
るシートに熱間圧延し、その際熱間圧延されたシートは
溶解した窒素を有し、熱間圧延されたシートをデスケー
リングし、デスケーリングされたシートを冷間圧下し、
冷間圧下されたシートを再結晶回分焼きなましすること
からなり、該焼きなましされたシートは非時効性であ
り、細長い粒状組織と少なくとも２．０のｒm値とで特
徴づけられるシート鋼の製造法にある。
【００１９】本発明の他の特徴は、０．０５％重量以下
の炭素、０．０５〜０．０６重量％の酸可溶アルミニウ
ム、０．２０重量％未満のマンガン、０．００４〜０．
００６重量％の全窒素を含み、その際酸溶解アルミニウ
ムの重量％と全窒素の重量％との積は２×１０-4〜４×
１０-4の範囲である、残部は鉄及び不可避的不純物から
本質的になる熔融物を提供し、該熔融物をスラブに鋳造
し、該スラブをＡｒ3以下の温度に冷却して窒化アルミ
ニウムを析出させ、該スラブを１１７５℃以下の温度に
再加熱して該窒化アルミニウムを再溶解し、スラブを少
なくともＡｒ3に等しい仕上げ温度及び５９３℃以下の
冷却温度を有するシートに熱間圧延し、その際熱間圧延
されたシートは溶解した窒素を有し、熱間圧延されたシ
ートをデスケーリングし、デスケーリングされたシート
を冷間圧下し、冷間圧下されたシートを再結晶回分焼き
なましすることからなり、該焼きなましされたシートは
非時効性であり、細長い粒状組織と少なくとも２．０の
ｒm値とで特徴づけられるシート鋼の製造法にある。
【００２０】本発明の他の特徴は、０．０５％重量以下
の炭素、０．０５〜０．０６重量％の酸溶解アルミニウ
ム、０．１６重量％以下のマンガン、０．００４〜０．
００６重量％の全窒素を含み、その際酸溶解アルミニウ
ムの重量％と全窒素の重量％との積は２×１０-4〜４×
１０-4の範囲であり、残部は鉄及び不可避的不純物から
本質的になる熔融物を提供し、該熔融物をスラブに鋳造
し、該スラブをＡｒ3以下の温度に冷却して窒化アルミ
ニウムを析出させ、該スラブを１１７５℃以下の温度に
再加熱して該窒化アルミニウムを再溶解し、スラブを少
なくともＡｒ3に等しい仕上げ温度及び５９３℃以下の
冷却温度を有するシートに熱間圧延し、その際熱間圧延
されたシートは溶解した窒素を有し、熱間圧延されたシ
ートをデスケーリングし、デスケーリングされたシート
を冷間圧下し、冷間圧下されたシートを再結晶回分焼き
なましすることからなり、その際焼きなましされたシー
トは非時効性であり、細長い粒状組織と少なくとも２．
０のｒm値とで特徴づけられるシート鋼の製造法にあ
る。
【００２１】本発明の利点は、低下された温度のスラブ
を熱間圧延することにより製造され、それによりエネル
ギーコストの削減、収量及び生産性の改良およびスラブ
加熱炉の寿命の延長が達成された、細長い粒状組織およ
び少なくとも１．８のｒm値により特徴付けられた冷間
圧下され、非時効性再結晶回分焼きなましされたアルミ
ニウムキルド鋼を包含する。さらに本発明の利点は、薄
い連続的に鋳造されたスラブから鋼を製造することを包
含する。さらに本発明の付加的な利点は、低下された焼
きなまし温度を使用し、それにより焼きなまし時間とエ
ネルギーが削減された鋼の製造を包含する。本発明の上
記した、および他の目的、特徴及び利点は、以下の詳細
な説明を考慮すれば、明らかとなるであろう。
【００２２】
【発明の具体的説明】本発明におけるシートとは、不特
定の長さの冷間圧下されたストリップおよび特定の長さ
の冷間圧下されたストリップの双方を意味するものと理
解されたい。また、本発明の冷間圧下されたシートは、
スラブミルにおいて圧延されたインゴットまたは熔融物
から連続的に鋳造されたスラブより製造することができ
る。本発明の鋼の化学組成は、炭素０．０８％以下、酸
溶解アルミニウム０．１％以下、マンガン２％以下（全
て重量％である）、および残部が鉄及び不可避的不純物
から本質的になるものである。
【００２３】以下に、より詳細に記載されるように、ア
ルミニウム、窒素およびマンガンの組成は、個々に加工
時の可撓性および良好な引抜き性のために重要である。
同様に重要なことは、アルミニウムと窒素の積、即ち酸
溶解アルミニウム重量％×全窒素重量％である。アルミ
ニウムと窒素の組成が、その積が好ましくは５×１０-4
以下、より好ましくは２×１０-4〜４×１０-4の範囲に
あるように調節されることであると決定された。比較的
熱間圧延を長く行う必要がある場合は、アルミニウムと
窒素の積を調節することは極めて重要である。
【００２４】マンガンは、熱間圧延中に硫黄による高温
脆性を防ぐために、少なくとも０．０５重量％でなけれ
ばならない。もしマンガンが低くなく、かつ約０．２４
重量％を越えるならば、不十分な窒素が本発明の低下さ
れた温度を有するスラブから製造された熱間圧延シート
中に溶解して残る。スラブおよび回分焼きなまし温度を
最低にし、かつｒm値を最高にするためには、マンガン
は好ましくは０．２０重量％未満、より好ましくは０．
１６重量％以下にすべきである。
【００２５】アルミニウムキルド鋼としては、酸溶解ア
ルミニウムと全窒素との比が少なくとも２：１である熔
融物を脱酸素するために、少なくとも０．０１重量％の
酸溶解アルミニウムが必要である。この比を維持するこ
とにより、再結晶回分焼きなまし鋼が非時効性であるよ
うに、残留窒素が窒化アルミニウムとして存在すること
が保証される。この理由のために、酸溶解アルミニウム
は少なくとも０．０２重量％にすべきである。焼きなま
しされた鋼は過度の硬度、低下した引取り性および過剰
の合金コストを有するので、酸溶解アルミニウムは０．
０１重量％を越えてはならない。スラブおよび回分焼き
なまし温度を最低にし、かつｒm値を最高にするために
は、酸溶解アルミニウムは０．０８重量％以下であるべ
きである。より好ましくは、酸溶解アルミニウムは０．
０３〜０．０８重量％、最も好ましくは０．０５〜０．
０６重量％であるべきである。
【００２６】通常の残渣量、即ち全窒素０．０１重量％
未満、リン０．０２重量％未満および硫黄０．０１８重
量％未満の不純物は許容され得る。引取り性を最高にす
るには、全窒素は好ましくは０．００８重量％未満にす
べきである。より好ましくは全窒素は０．００３〜０．
００７重量％、最も好ましくは０．００４〜０．００６
重量％であるべきである。炭素は、回分焼きなまし鋼が
過剰の硬度となるので、０．０８重量％を越えるべきで
ない。炭素は好ましくは０．０３〜０．０５重量％であ
る。
【００２７】１５０〜２５０ｍｍの通常の厚さのスラブ
は、熱間圧延されて徐々に厚さが減少され、一連の荒削
りスタンド（roughing stand）により約３０ｍｍの厚さ
となり、さらに一連の仕上げスタンドにより約２．５ｍ
ｍの厚さの鋼にされる。ついで熱間圧延された鋼は巻取
られ、デスケーリングされ、冷間圧下され、そして再結
晶回分焼きなましされる。非時効性の、回分焼きなまし
により製造されたアルミニウムキルド鋼は、窒素が熱間
圧延後に、熱間圧延されたシート中に固溶体（窒化アル
ミニウムとして析出しない）で保持されることが必要で
ある。熱間圧延する前に、Ａｒ3以下の温度に冷却され
たスラブのために、該スラブを再加熱し、熱間圧延され
たシートが良好なｒm値に必要な再結晶組織の形成に役
立つ溶解した窒素を有するように、十分な窒化アルミニ
ウムを再溶解させねばならない。連続鋳造後に直接熱間
圧延されたスラブまたは板用鋼片圧延機からのスラブの
ためには、もしスラブがＡｒ3以下の温度に冷却されな
いときは、窒素が窒化アルミニウムとして析出しない。
従って、直接圧延されたスラブを再加熱する必要はな
い。直接圧延されたスラブは窒化アルミニウムを再溶解
する必要がないから、該スラブはＡｒ3以下に予め冷却
されたスラブの温度を高める必要はない。
【００２８】回分焼きなましサイクルの加熱段階中にお
ける窒化アルミニウムの析出は、良好な引取り性能のた
めに必要なｒm値を与える所望の強い〔１１１〕再結晶
組織の形成をさせる。冷間圧下され、かつ再結晶回分焼
きなましされた鋼のために、熱間圧延中のスラブの熱的
機械加工は、熱間圧延されたシート中に窒化アルミニウ
ムの量が最小となるような方法で行われる。「SOLUTION
AND PRECIPITATIONOF ALUMINUM NITRIDE IN RELATION
TO THE STRUCTURE OF LOW CARBON STEELS,Trans.ASM,46
(1954) 1470-1499」と題するW.C.Leslieの論文には、熱
間圧延中の窒化アルミニウムの溶解温度は、鋼中に存在
する全窒素と酸溶解アルミニウムの重量％と積の関数で
あると述べられている。連続的に鋳造するか、インゴッ
トから製造するかで、Ａｒ3以下に冷却された通常の厚
さのスラブは、鋳造後スラブの冷却中に形成された窒化
アルミニウムの完全な再溶解のために少なくとも１２６
０℃の温度に、熱間圧延の前に再加熱される。
【００２９】再加熱に続いて、厚いスラブは荒削りスタ
ンドを通して熱間圧延され、そこでスラブ温度が３．２
５〜３．７５分間で約１２６０から約１０４０℃の温度
に低下される。約１０４０℃で２５〜３０mmの厚さの鋼
は、マルチスタンド仕上げミルを通過させることによ
り、さらに約２．５mmの厚さに減少される。鋼の温度
は、約１０秒間以上で約１０４０℃から鋼出口温度（仕
上げ温度）約８７０℃程度に下げられる。スラブは、窒
化アルミニウム析出を避けるのみならず粒の寸法を調節
するために、少なくとも８７０℃の仕上げ温度に加工さ
れることが好ましい。また、冷却温度は窒化アルミニウ
ムの析出が最小となるように調節される。仕上げ圧延出
口では、鋼は、コイルにラップする前に、６５０℃以
下、より好ましくは５９３℃以下、最も好ましくは５６
６℃以下の温度に水クエンチされる。これは、熱間圧延
された鋼をコイル形態に冷却する長時間処理を始動する
ため及び多量の窒化アルミニウムの析出を避けるために
適した温度である。かくして、多量の窒素は、冷間圧下
の前に熱間圧延された鋼中に溶解して保持される。約７
００℃以上に上げられた巻取り温度では、次に行われる
冷間圧下及び回分焼きなましにより良好な深絞り性及び
高いｒm値を得るために実際上の欠点を保証する過剰の
窒化アルミニウムの析出が生ずる結果となる。
【００３０】マンガンが減少され、且つアルミニウム及
び窒素が調節された場合は、回分焼きなまし後は、高い
ｒm値を得るためにはスラブは１２６０℃またはそれ以
上の高い温度にするべきではないと決定された。スラブ
は、１１７５℃以下の温度、最も好ましくは約１１４９
℃に再加熱され、そして該温度から熱間圧延されること
が好ましい。
【００３１】
【実施例】アルミニウムキルド鋼が真空熔融により実験
室で造られた。鋼Ａ−Ｅは厚さ２８．６mm、幅１０２m
m，長さ１７８mmのスラブインゴットに鋳造され、周囲
温度に冷却された。各鋼組成の４種のスラブは、熱間圧
延するために周囲温度から１０９３℃、１１４９℃、１
２０４℃及び１２６０℃に再加熱された。加熱炉中のス
ラブの滞留時間は１時間であった。スラブは約５分間で
厚さ３．６mmのシートに熱間圧延され、９２７℃の温度
で仕上げ、冷却温度にまねて水で５６６℃に冷却され、
次いで炉は徐々に周囲温度まで冷却された。次いで、熱
間圧延されたシートは酸洗いによりデスケーリングさ
れ、７０％冷間圧下されて１．０７mmの厚さにされた。
冷間圧下されたシートは、（回分焼きなましをまねた）
２８℃／時間の速度で６４９℃の温度に加熱され、この
温度で４時間均熱され、次いで２８℃／時間の速度で冷
却された。焼きなましされたシートは１％テンパーロー
リングされた。鋼Ａ−Ｅのテンパーローリングされたシ
ートの重量％組成及びｒm値を第１表に示す。
【００３２】
【表１】
【００３３】第１表の結果は、慣用のスラブ温度１２６
０℃を使用した場合は、全てのマンガン組成のシートは
少なくとも約１．８のｒm値を有していることを示して
いる。０．２２重量％未満のマンガン組成を有する鋼Ａ
−Ｄは、スラブが１１４９℃及び１２０４℃の低下され
た温度に再加熱された場合は、高いｒm値を有してい
た。事実、１１４９℃のスラブ温度の使用は、鋼Ａ−Ｄ
について２．３０以上の非常に高いｒm値を示した。し
かしながら、さらにスラブ温度を１０９３℃に下げる
と、全てのマンガン組成について、冷間圧下の前に熱間
圧延されたシート中に溶解して保持される窒素が明らか
に十分でないことを示す非常に低いｒm値１．３２とな
った。鋼Ｅは１１４９℃及び１２０４℃の低下された温
度を有するスラブから熱間圧延された場合、１．８以下
のｒm値を有していた。明らかにマンガン含量が０．２
２重量％から０．１６重量％への減少は、低下された温
度を有するスラブから圧延された熱間圧延シート中に溶
解して保持される窒素の量に著しい効果を与える。マン
ガン含量の調節により、回分焼きなまし後良好なｒm値
とするに必要な再結晶組織の形成のために、熱間圧延さ
れたシート中に明らかに十分な窒素を存在させ得る。
【００３４】非時効性、冷間圧下され、回分焼きなまし
されたアルミニウムキルド鋼が２．０以上の伸びを有す
る粒子組織により特徴づけられることはよく知られてい
る。このような粒子伸びは、焼きなまし中の再結晶化の
前に、ゆっくりと昇温する間に窒化アルミニウムが析出
されたことを表す。また、窒化アルミニウムの溶解温度
は鋼中の窒素とアルミニウムの重量％の積の関数である
ことも知られている。Leslieらによれば、鋼Ａ−Ｄの窒
素及びアルミニウム組成は、１２８４℃またはそれ以上
で熱間圧延する前に、窒化アルミニウム“見掛け”溶解
温度を暗示する。しかしながら、冷間圧下及び回分焼き
なまし後の鋼Ａ−Ｄの粒子組織は、１１４９℃及び１２
０４℃の低下されたスラブ温度で、通常の伸び、即ち、
２．０以上の非常に高い伸びを有していた。
【００３５】例えば、図１は、冷間圧下し、６４９℃で
４時間回分焼きなましされた鋼について、２．３８のｒ
m値を有する鋼Ｂの非常に伸びた粒子組織を示すもので
ある。シートは１１４９℃に再加熱され且つ熱間圧延後
５６６℃の疑似巻取り温度を有するスラブから製造され
た。図２は、スラブが１０９３℃に再加熱された以外は
図１と同じように処理された、１．２６のｒm値を有す
る鋼Ｂの等軸晶粒子組織を示すものである。図２は、１
０９３℃のスラブ温度は冷間圧下及び回分焼きなまし後
に、伸びた粒子組織を作るために充分な窒素を熱間圧延
されたシート中に溶解させる結果とならないことを明示
している。
【００３６】図３は、１．４４の低いｒm値を有する鋼
Ｅの、通常の部分的に伸びた粒子組織を示すものであ
る。図３の鋼Ｅは図１の鋼Ｂと同様に加工されたもので
ある。図３の鋼Ｅと図１の鋼Ｂとの顕著な差は、図３の
鋼が０．２２重量％のマンガンであるのに対し、図１の
鋼は０．１０重量％のマンガンであることであった。図
３の鋼の粒子組織の伸びは、図１の鋼の粒子組織の伸び
よりかなり小さいのみならず、図３の粒子組織は顕著な
数の等軸晶粒子を包含していることに注目すべきであ
る。図４は、１．７９のｒm値を有する鋼Ｅの通常の伸
びの粒子組織を示すものである。図４の鋼Ｅは、スラブ
を１２６０℃に再加熱した以外は図１の鋼Ｂと同様に加
工されたものである。通常の熱間圧延スラブ温度を有す
る図４の鋼の粒子組織は、図１の鋼の粒子組織に近い粒
子伸びを有していた。低下された熱間圧延温度の使用に
よる図３の鋼Ｅの粒子組織と異なり、通常のスラブ熱間
圧延温度を使用した図４の粒子組織は、非常に少ない等
軸晶粒子を有していた。
【００３７】１１４９℃及び１２０４℃の低下したスラ
ブ温度を有する残りの鋼Ａ，Ｃ及びＤは、図１に示した
ものと類似の粒子伸びを有していた。１０９３℃の低下
されたスラブ温度を有する鋼Ａ，Ｃ及びＤは、図２に示
したものと類似の粒子組織を有していた。１２６０℃の
通常のスラブ温度を有する鋼Ａ，Ｃ及びＤは、図１に示
したものと類似の粒子伸びを有していた。鋼Ａ−Ｄは、
冷間圧下及び回分焼きなまし後に伸びた粒子組織及び高
いｒm値にするために、１１４９℃及び１２０４℃の低
下された温度、特に１１４９℃のスラブから熱間圧延さ
れたシート中に充分に溶解された窒素を有していなかっ
たということを、Leslieらは教示している。このような
教示に反して、０．２２重量％未満のマンガンを有し且
つ１１４９℃及び１２０４℃の温度に再加熱されたスラ
ブから熱間圧延されたシートから製造され、冷間圧下及
び回分焼きなましされた鋼Ａ−Ｄは、通常の伸び以上の
粒子伸びを有していることが分かった。低下されたスラ
ブ加熱温度でこのような伸びの粒子組織が得られる理由
は知られていない。分析では証明されないが、鋼Ａ−Ｄ
のこの予期し得ない結果は、冷間圧下及び疑似回分焼き
なまし後に古典的な伸びた粒子（例外的に高いｒm値）
を形成するために、該鋼が熱間圧延されたシート中に溶
解して保持された充分な窒素を明らかに有していること
で説明できる。他の実験では、５６６℃に代えて７０４
℃の上昇された疑似巻取り温度にした以外は、第１表に
記載の実施例と同じように加工して鋼Ａ−Ｅが製造され
た。ｒm値を第２表に示す。
【００３８】
【表２】
【００３９】全ての組成及びスラブ再加熱温度におい
て、これらの回分焼きなましされたシートのｒm値は
１．４１以下に減少した。これは、上昇された疑似巻取
り温度で、冷間圧下前に窒素の窒化アルミニウムとして
の析出を引き起こすことを暗示している。逆に、これら
の結果から、１１４９℃及び１２０４℃の低下されたス
ラブ温度を有する第１表の鋼Ａ−Ｄについて、熱間圧延
後に窒化アルミニウムが溶解していることが確認され
る。
【００４０】第１表及び第２表のｒm値は、図５にグラ
フとして示されている。上部のカーブ１０は、１１４９
℃の低下された温度で熱間圧延され且つ５６６℃の巻取
り温度を有するスラブから製造されたシートより冷間圧
下及び回分焼きなましされた場合は、１．８以上のｒm
値を有する低マンガン鋼Ａ−Ｄを示している。同様に加
工された鋼Ｅのｒm値は１．４４に低下した。鋼Ｅのス
ラブ温度を１２６０℃の通常の温度に上げた場合は、ｒ
m値は１．７９に上昇する。鋼Ａ−Ｅのスラブは１１４
９℃に加熱されるが、疑似巻取り温度を７０４℃に上げ
た場合は、カーブ１２に示すように１．２８またはそれ
以下に減少した。鋼Ａ−Ｅのスラブが１０９３℃に再加
熱された且つ５６６℃の冷却温度の場合は、全てのｒm
値は最下部のカーブ１４に示すように１．３０であっ
た。
【００４１】付加的な実験において、スラブは１０９３
℃程度の温度から圧延することができ、そしてマンガ
ン、全窒素及び酸溶解アルミニウムを注意深く調節する
ことにより、回分焼きなまし後に少なくとも１．８のｒ
m値が得られることが分かった。付加的なアルミニウム
キルド鋼Ｆ〜Ｉは熔融され、スラブインゴットに鋳造さ
れ、約０．５分間でシートに熱間圧延され、酸洗いさ
れ、冷間圧下され、回分焼きなましされ、次いで第１表
に記載の実施例中の鋼Ａ−Ｅと同様にテンパーローリン
グされた。鋼Ｆ〜Ｉの組成重量％及びｒm値を第３表に
示す。
【００４２】
【表３】
【００４３】第３表の結果はマンガン、全窒素及び酸溶
解アルミニウムの低下は熱間圧延前に必要なスラブ温度
がさらに低下し且つ回分焼きなまし後にｒm値をさらに
上昇させる効果を有していることを示している。鋼Ｆと
鋼Ｇとの比較は、鋼Ｇが全てのスラブ温度で鋼Ｆの対応
するｒm値よりも高いｒm値を有していることを示す。同
様に、鋼Ｈと鋼Ｉとの比較は、鋼Ｉが全てのスラブ温度
で鋼Ｈの対応するｒm値よりも高いｒm値を有しているこ
とを示す。これは、全窒素が約０．００９重量％から
０．００３重量％に減少し且つ酸溶解アルミニウムが
０．０８重量％から０．０４重量％に減少した場合は、
ｒm値が上昇するという有利な効果があることを明らか
に明示している。同様の比較はマンガンが減少した場合
にもｒm値が上昇する有利な効果のあることを明示して
いる。鋼Ｈの全ｒm値は、各スラブ温度において鋼Ｆの
対応するｒm値よりも高い。鋼Ｇ及び鋼Ｉについては、
鋼Ｉの全ｒm値は、ｒm値が実質的に同じである１１４９
℃を除き、各スラブ温度でのＧ鋼の対応するｒm値より
も高かった。
【００４４】最後に、酸溶解アルミニウム、全窒素及び
マンガンの各々について低組成を有する鋼Ｉは、全ての
スラブ温度において（鋼Ｇの１１４９℃は除く）高い酸
溶解アルミニウム及び全窒素及び／又はマンガンを有す
る鋼Ｆ、Ｇ及びＨの対応するｒm値よりも非常に高かっ
た。さらに、鋼Ｉは、スラブ温度が、冷間圧下され且つ
回分焼きなましされたシートの引抜き性の低下なしに、
少なくとも約１７０℃（１２６０℃またはそれ以上から
１０９３℃またはそれ以下に）下げることができ、その
ためにエネルギーコストが減少することが明示された。
驚くべきことには、鋼シートの引抜き性は、このコスト
の減少と共に、実質的に（高いｒm値に）改良されるこ
とが期待できる。
【００４５】第３表からの結果は、図６にグラフで示し
た。カーブ１６で示される鋼Ｆは、全ての温度で一般に
１．８以下のｒm値を有していた。カーブ１８で示され
る鋼Ｈは、１１４９℃の低下されたスラブ温度で約１．
８以上のｒm値を有していた。これは、ｒm値が増加し、
且つマンガンが０．２２重量％から０．１２重量％に減
少した場合に要求されるスラブ温度を減少することがで
きるという有利な効果を明示している。カーブ２０の鋼
Ｇはｒm値が増加する有利な効果、及び酸溶解アルミニ
ウムおよび全窒素が減少した場合に要求されるスラブ温
度を減少することができることを明示している。ｒm値
は１０９３℃程度のスラブ温度では少なくとも１．８で
あった。最後に、カーブ２２の鋼Ｉは良好な、または引
取り性を改良し且つ酸溶解アルミニウム、全窒素及びマ
ンガンの組成が注意深く調節された場合に熱間圧延中の
エネルギーコストを減少する有利な効果が明示されてい
る他の３つの鋼組成のいずれよりも良好なｒm値を有し
ていた。最高のスラブ温度は１１４９℃であった。第１
表には示されていないが、比較的酸溶解アルミニウム及
び全窒素の少ない鋼Ｇ及びＩは、スラブが１０９３℃に
再加熱された場合でも、約１．８またはそれ以上のｒm
値を有していた。また、ｒm値は焼きなまし温度の関数
として評価された。次ぎの実施例で、アルミニウムキル
ド鋼Ｊ−Ｑが製造され、それらの組成重量％を第４表に
示す。
【００４６】
【表４】
【００４７】鋼Ｊ−Ｑは、スラブインゴットに鋳造さ
れ、シートに熱間圧延され、酸洗いされ、冷間圧下さ
れ、回分焼きなましされ、次いで第１表に記載の実施例
中の鋼Ａ−Ｅと同様にテンパーローリングされた。１１
４９℃の熱間圧延温度を有するスラブは、約０．５分間
熱間圧延され、１２６０℃の熱間圧延温度を有するスラ
ブは０．７分間熱間圧延された。４時間の均熱時間で、
５６６〜７３２℃の回分焼きなまし温度が使用された。
ｒm値、降伏強さ、引張強さ及びテンパーローリング後
の全伸び％を第５表に示し、そのグラフを図７〜９に示
す。
【００４８】
【表５】
【００４９】０．００７、０．００８〜０．００９及び
０．２２重量％の比較的高い酸溶解アルミニウム、全窒
素及びマンガンを有する鋼Ｎ及びＯ（図７中のカーブ３
０）は、１２６０℃より低いスラブ温度の使用は回分焼
きなましされたアルミニウムキルド鋼の許容しうるｒm
値を生じないというLeslieらの教示に比較的一致した。
１２６０℃の通常のスラブ温度で熱間圧延された鋼Ｐ及
びＱ（カーブ２８）は、回分焼きなましされたアルミニ
ウムキルド鋼の通常のｒm値、即ち一般には１．８未満
であることを示している。１２６０℃の通常のスラブ温
度で熱間圧延された鋼Ｌ及びＭのカーブ２６は、マンガ
ンが０．１２重量％と非常に低いという有利な効果を明
示する改良されたｒm値を有していた。鋼Ｊ及びＫ（カ
ーブ２４）は、１１４９℃の低下されたスラブ温度で熱
間圧延された場合は、２．０以上の良好なｒm値を有し
ていた。驚くべきことは、低いスラブ温度で熱間圧延さ
れた鋼Ｊ及びＫのｒm値は同じ組成であるが、１２６０
℃からの熱間圧延された鋼Ｌ及びＭのｒm値よりも実質
的に高いということであった。通常のマンガン組成を有
し且つ１２６０℃またはそれ以上のスラブ温度から熱間
圧延されたアルミニウムキルド鋼は、通常のｒm値及び
機械的性質を発展させるためには一般に６４９℃より高
い回分焼きなまし温度が要求される。驚くべきことは、
鋼Ｊ及びＫも５６６℃程度の焼きなまし温度で良好なｒ
m値を有するということであった。引抜き性の改良及び
熱間圧延中のエネルギーコストの減少に加えて、本発明
は回分焼きなまし中の時間及びエネルギーコストを節約
することができる。
【００５０】深絞り鋼のための好ましい引張強さは約３
２kg/mm2以下であり、最も好ましくは約２９〜３２kg/m
m2である。図８のカーブ３２及び３４は、それぞれ１１
４９℃の低下されたスラブ温度を有する鋼Ｊ、Ｋ及び
Ｎ、Ｏについてのものである。望ましい引張強さを得る
ために、焼きなまし温度は約６５０℃以下にすることが
好ましい。これに対して、それぞれ１２６０℃の通常の
スラブ温度を有する鋼Ｌ、Ｍ及びＰ、Ｑ（カーブ３６及
び３８）は、１１４９℃のスラブ温度から熱間圧延され
た鋼に比して、増大した引張強さを有していた。カーブ
３２及び３４は、低下されたスラブ温度から熱間圧延さ
れた鋼については回分焼きなまし温度を下げることがで
きることを示している。
【００５１】図９のカーブ４０及び４２は、それぞれ鋼
Ｊ、Ｋ及びＮ、Ｏに対応し、回分焼きなまし温度の関数
として全伸び％を示している。１１４９℃から圧延され
た、０．１２重量％と非常に低いマンガンを有する鋼Ｊ
及びＫは全ての回分焼きなまし温度において優れた全伸
びを有するのに対し、１１４９℃から圧延された０．２
２重量％のマンガンを有する鋼Ｎ及びＯ（カーブ４２）
は６００℃またはそれ以上の焼きなまし温度で良好な全
伸びを有していた。カーブ４４及び４６は、それぞれ１
２６０℃から圧延された鋼Ｌ、Ｍ及びＰ、Ｑに対応す
る。鋼Ｌ、Ｍ及びＰ、Ｑは６５０℃以下の焼きなまし温
度において劣悪な全伸びを有していた。
【００５２】上記した実験室実験において、全熱間圧延
時間は低下されたスラブ温度を有する鋼については０．
５分であった。全熱間圧延時間は、熱間圧延ミルに存在
する荒削りスタンドを通してスラブを圧延し且つ仕上げ
スタンドを通して圧延するために必要な経過時間を意味
する。通常の熱ストリップミルは、２００mmまたはそれ
以上の厚さを有するスラブについては、約４分以上の長
い圧延時間を一般には必要とする。他の実験において
は、全熱間圧延時間、およびアルミニウムと窒素含量の
関数としてｒm値が決定される。鋼Ｒ〜ＢＢはスラブイ
ンゴットに鋳造され、シートに熱間圧延され、酸洗いさ
れ、冷間圧下され、回分焼きなましされ、次いで約０．
５、２及び４分間の熱間圧延時間が使用されたことを除
き、第１表に記載の実施例と同様の方法でテンパーロー
リングされた。スラブインゴットは常温から１１４９℃
に炉中で再加熱され、１時間保持され、次いで３つの圧
延路で熱間圧延されて３．６mmの厚さのシートにされ
た。０．５分間熱間圧延された鋼は、第２路通過後に、
第３路を通過し終わる前に温度が９４９〜９４３℃に下
がるまで保持された。第３路通過後の仕上げ温度は９０
４℃であった。鋼は直ちに水で冷却され、次いで炉で５
６６℃から周囲温度にゆっくり冷却された。約２分間熱
間圧延された鋼は、第２路通過後、９８２℃に維持され
た炉中で８０秒間維持されることを除き、前記と同様に
処理された。約４分間圧延された鋼は、第２路通過後、
９８２℃に維持された炉中で２００秒間維持されること
を除き、前記と同様に熱間圧延された。鋼Ｒ〜ＢＢの組
成重量％、アルミニウムと窒素の積、及び１１４９℃の
再加熱温度でスラブに溶解した窒化アルミニウムの画分
計算値および機械的特性を第６表に示す。
【００５３】
【表６】
【００５４】たとえそれぞれ２及び３桁の有効数字だけ
のアルミニウム及び窒素の組成がこの表に示されていて
も、それぞれ３及び４桁の有効数字のアルミニウム及び
窒素の組成が、アルミニウムと窒素の積及び１１４９℃
で溶解した窒化アルミニウム画分の計算のために用いら
れた。ｒm値、引張強さ及び全伸び％は、７０％冷間圧
下され、回分焼きなましされ、そしてテンパーローリン
グされた後の鋼についてのものである。図１０は、ｒm
値を１１４９℃に再加熱されたスラブから熱間圧延され
且つ６４９℃で４時間回分焼きなましされた鋼Ｒ〜Ｚ及
びＢＢについての熱間圧延時間の関数として、グラフで
表したものである。鋼ＡＡについてのカーブは、ｒm値
が鋼ＢＢのそれと本質的に同じなので、図１０から省い
た。比較的高濃度の窒素、アルミニウム及びマンガンを
有する鋼Ｒ（カーブ４６）は、２分またはそれ以上の熱
間圧延時間では低いｒm値を有していた。鋼Ｓ（カーブ
４８）は、鋼Ｓが非常に低いマンガンを有することを除
き、鋼Ｒと同じ組成を有していた。鋼Ｓは全ての熱間圧
延時間で改良されたｒm値を有しているが、そのｒm値は
２分またはその以上の時間ではまだ許容しうるものでは
なかった。鋼Ｔ（カーブ５０）は、窒素が実質的に減少
したことを除き、鋼Ｓと同様の組成を有していた。鋼Ｔ
は全ての熱間圧延時間でｒm値が大きく改良され、２分
またはそれ以上の時間で約２．０であった。
【００５５】カーブ５２で示される鋼Ｕは、０．５及び
２分の熱間圧延時間で鋼Ｔと同様の組成及びｒm値を有
していた。残りの鋼Ｖ〜Ｚ及びＢＢ（それぞれカーブ５
４〜６４）は、鋼Ｙが０．２３重量％のマンガンを有す
ること及び鋼Ｚが０．０７重量％の酸溶解アルミニウム
を有することを除き、低いアルミニウム、窒素及びマン
ガンを有していた。鋼Ｖ〜Ｚ及びＢＢは、全ての熱間圧
延時間で良好なｒm値を有していた。０．２３重量％の
マンガンを有する鋼Ｙ（カーブ６０）は全ての熱間圧延
時間で許容しうるｒm値を有し、０．５及び４分の熱間
圧延時間で約２．０のｒm値を有していた。それぞれ
０．００３重量％の全窒素を有する、カーブ６２及び６
４で示される鋼Ｚ及びＢＢは、全ての圧延時間で許容し
うる約１．９またはそれ以上のｒm値を有していた。驚
くべきそとには、鋼Ｚ及びＢＢは、熱間圧延されたシー
ト中に溶解した窒化アルミニウム（１００％）の最高の
計算された画分を有していたが、最高のｒm値は有して
いなかった。鋼Ｔ、Ｕ、Ｖ及びＷは、熱間圧延される前
に１１４９℃の再加熱温度で明らかに溶解した窒化アル
ミニウムがそれぞれ約４０％，４９％，５６％及び６７
％であっても、全ての熱間圧延時間で鋼Ｚ及びＢＢのｒ
m値よりも高いｒm値を有していた。鋼Ｔ、Ｕ、Ｖ及びＷ
は、熱間圧延後に溶解して保持される窒素を０．００２
重量％以上有していた。これは、マンガンの少ない回分
焼きなましされたアルミニウムキルド鋼について、窒化
アルミニウムが熱間圧延前のスラブ再加熱中に完全に溶
解される必要はないことを明示している。熱間圧延の後
に溶解して保持されている窒素の絶対量は、保持された
画分より重要らしい。最適なｒm値のためには、熱間圧
延の後に溶解されて保持される窒素少なくとも０．００
２重量％と共に、全窒素が０．００４〜０．００６重量
％であることが好ましいことを第６表及び図１０が明示
している。
【００５６】図１０のグラフに示されているように、回
分焼きなましされたアルミニウムキルド鋼のｒm値は、
窒素、アルミニウム及びマンガンのみならず、熱間圧延
の全時間の関数であるようである。たとえマンガンを
０．０２重量％未満に調節しても、回分焼きなまし後に
少なくとも約１．８のｒm値を得るために１２６０℃未
満のスラブ温度を使用した場合に２分以上の比較的長い
熱間圧延時間が必要であるときは、アルミニウムと窒素
を調節することは重要であるようである。熱間圧延時間
が２分以上で且つマンガンが０．１６重量％以下に調節
された場合は、酸溶解アルミニウム％と全窒素％の積が
約５×１０-4以下ならば、酸溶解アルミニウムは高々
０．０８重量％で、全窒素は高々０．００７重量％であ
る。熱間圧延時間が２分以上で且つ酸溶解アルミニウム
及び全窒素がそれぞれ約０．０５及び０．００５重量％
以下に調節された場合は、マンガンは少なくとも０．２
３重量％である。
【００５７】アルミニウム及び窒素とｒm値との関係
は、アルミニウムと窒素の積、即ち酸溶解アルミニウム
重量％×全窒素重量％、の関数で表すことができる。鋼
Ｃ、Ｈ、Ｉ、Ｊ、Ｓ、Ｔ、Ｕ、Ｖ、Ｗ、Ｘ、Ｚ、ＡＡ及
びＢＢは全て０．１１〜０．１３重量％の低いマンガン
を有していた。これら鋼の各々２つのサンプル（鋼Ｃ、
Ｈ、Ｉ及びＪを除く）は、約０．５分及び２分の時間で
熱間圧延され、６４９℃で４時間回分焼きなましされ
た。鋼Ｃ、Ｈ、Ｉ及びＪは約０．５分の時間だけ熱間圧
延された。アルミニウムと窒素の積の関数としてのｒm
値は図１１に示されている。両熱間圧延時間において、
ｒm値はアルミニウムと窒素の積の増加と共に増加し、
約３×１０-4のアルミニウムと窒素の積において最適ｒ
m値が得られた。アルミニウムと窒素の積がさらに増加
すると、熱間圧延時間０．５分のカーブ６６及び熱間圧
延時間２分のカーブ６８が示すように、ｒm値は減少し
た。熱間圧延時間４分の結果は、熱間圧延時間２分と実
質的に同じであった（第６表参照）。
【００５８】０．５分の短い熱間圧延時間の低マンガン
鋼は、全てのアルミニウムと窒素の積において許容しう
るｒm値を有していた。しかしながら、２分の長い熱間
圧延時間では、アルミニウムと窒素の積が約５×１０-4
以上でない限り、１．８またはそれ以上の許容しうるｒ
m値が得られた。例えば、０．１１〜０．１３重量％の
マンガン及び０．０８重量％の酸溶解アルミニウムを有
する鋼では、全窒素は約０．００６重量％を越えるべき
でない。興味あることは、カーブ６６及び６８の左半分
は、アルミニウムと窒素の積が約１×１０-4以下である
べきでないことを暗示している。即ち、０．０３重量％
の酸溶解アルミニウムを有する鋼については、全窒素は
少なくとも０．００４重量％でなければならない。一
方、０．００３以下の全窒素を有する鋼では、酸溶解ア
ルミニウムは少なくとも０．０４重量％でなければなら
ない。いずれの場合も、全窒素は０．００３重量％未満
であってはならない。さもないと、充分溶解されない窒
素が、熱間圧延後にホットバンド段階で利用され、冷間
圧延後の回分焼きなましにおける加熱中に析出する。最
適なｒm値では、アルミニウムと窒素の積は２×１０-4
〜４×１０-4であるべきである。
【００５９】１１４９℃に再加熱されたスラブから４分
間熱間圧延された鋼Ｒ〜ＢＢは、６４９℃、６０７℃及
び５６６℃の温度で回分焼きなましされた。また、鋼
Ｖ、Ｗ及びＸは５３８℃で回分焼きなましされた。鋼
Ｒ、Ｖ、Ｘ及びＹについて、焼きなまし温度の関数とし
てのｒm値は図１２に示されている。窒素、アルミニウ
ム及びマンガンについて比較的高い濃度を有する鋼Ｒ
（カーブ７０）は、４分という長い熱間圧延時間が必要
である場合は、いずれの焼きなまし温度においても良好
なｒm値にならないようである。窒素及びアルミニウム
が少ないがマンガンが０．２３重量％と比較的高い鋼Ｙ
（カーブ７２）は、約６００℃の焼きなまし温度で良好
なｒm値となり、４分間の圧延時間のものより高い。低
い窒素、アルミニウム及びマンガンを有する鋼Ｖ及びＸ
（カーブ７４及び７６）は、全ての焼きなまし温度にお
いて優れたｒm値となった。驚くべきことには、鋼Ｖ及
びＸは、４分間の熱間圧延で、５６６℃の焼きなまし温
度で優れたｒm値を有していた。また、鋼Ｖ、Ｗ及びＸ
は４時間の変わりに８時間で５３８℃で回分焼きなまし
された。５３８℃で回分焼きなましされた場合、鋼Ｖ及
びＸは優れたｒm値及び機械的性質を有すると共に、鋼
Ｖ、Ｗ及びＸは許容しうるｒm値を有していた。鋼Ｗは
５３８℃での回分焼きなまし後に完全には再結晶されな
かった。鋼Ｗのｒm値は１．８で良好であったが、その
引張強さは許容しうるものではなかった。
【００６０】１２６０℃未満の温度から圧延されたスラ
ブについての熱間圧延時間、マンガン、及びアルミニウ
ムと窒素の積の相互依存性を明瞭に説明するために、上
記の鋼の幾つかの結果を第７表に示した。第７表は、
０．１２〜０．１３重量％又は０．２２〜０．２３重量
％のマンガン及び約１．４×１０-4〜７．５×１０-4の
範囲のアルミニウムと窒素の積を有し、約１１４９℃の
温度のスラブから熱間圧延された、０．５又は２分間の
熱間圧延時間の鋼を６４９℃で４時間回分焼きなましし
たもののｒm値を示している。第７表は、アルミニウム
と窒素の積の値が上記範囲においてできるだけ接近した
もの同志の２種のマンガン組成の鋼ごとに組分けされて
いる。その結果は図１３にグラフで示されている。
【００６１】
【表７】
【００６２】カーブ７８は、０．５分間の短い圧延時間
で且つ０．１３重量％以下の低いマンガンにおいて、ア
ルミニウムと窒素の積が１．４×１０-4〜６．３×１０
-4の範囲で、ｒm値は非常に高く、即ち２．０以上であ
ることを表している。カーブ８０は、２分間比較的長い
圧延時間で且つ０．１３重量％の低いマンガンにおい
て、アルミニウムと窒素の積が約５×１０-4までは、ｒ
m値は非常に高いことを表している。アルミニウムと窒
素の積が約５×１０-4以上の場合は、ｒm値は実質的に
１．８以下であった（鋼Ｓ）。カーブ８２は、約０．５
分間の圧延時間で且つ０．２２〜０．２３重量％の比較
的高いマンガンにおいて、アルミニウムと窒素の積が約
６．３×１０-4に増大した場合は、ｒm値は非常に低
く、即ち１．４（鋼Ｎ）であることを表している。これ
は、カーブ７８で示されるように、約０．５分間の圧延
時間、０．１２重量％のマンガン及び約６．３×１０-4
の比較的高いアルミニウムと窒素の積を有する鋼Ｓと対
照的であった。カーブ８２はまた、約０．５分間の圧延
時間で、０．２２〜０．２３重量％の比較的高いマンガ
ン及び約２．２×１０-4以下の低いアルミニウムと窒素
の積を有する鋼Ｙ及びＧについてのｒm値は、非常に高
いが、０．１２重量％のマンガン及び同じアルミニウム
と窒素の積を有する鋼Ｘ及びＩのｒm値よりも多少低い
ことを表している。
【００６３】さらに、カーブ８２は、アルミニウムと窒
素の積が約１．４×１０-4の場合はマンガン組成に関係
無く、約０．５分間の圧延時間でのｒm値は非常に高
く、本質的に同じで、例えば２．３であることを表して
いる。マンガンは同じであるが圧延時間が０．５分であ
るカーブ８２と、０．２２〜０．２３重量％の比較的高
いマンガン及び２分の圧延時間であるカーブ８４とを比
べると、マンガンが比較的高い、即ち０．０２重量％以
上の場合は、ｒm値は圧延時間の影響が少ないことが分
かる。これとは対照的に、マンガンは同じで且つ圧延時
間が０．５分であるカーブ７８と、０．１３重量％以下
のマンガン及び２分の圧延時間であるカーブ８０とを比
べると、マンガンが非常に低い、即ち０．０２重量％未
満の場合は、ｒm値は圧延時間に顕著に影響されること
が分かる。そうとしても、２分の圧延時間でアルミニウ
ムと窒素の積が約２×１０-4〜５×１０-4において、
０．２２〜０．２３重量％のマンガンに対し、０．１３
重量％以下のマンガンを有する鋼は、非常に優れたｒm
値であった。
【００６４】本発明の全ての特徴は、アルミニウム及び
窒素の含量がそれぞれ０．０５重量％及び０．００５重
量％、最適アルミニウムと窒素の積が約２．５×１
０-4、約４分の通常の全熱間圧延時間及び０．１１重量
％の低いマンガン組成を有する鋼ＣＣについてのｒm値
が決定された最終実験で実証されている。鋼ＣＣのｒm
値は、０．２１重量％の比較的高いマンガンを除き、同
じ最適組成を有する鋼ＤＤのｒm値と比較される。鋼Ｃ
Ｃ及びＤＤは、スラブインゴットに鋳造され、シートに
熱間圧延され、酸洗いされ、冷間圧下され、回分焼きな
ましされ、次いで４分の熱間圧延時間が１１４９℃、１
２０４℃及び１２６０℃のスラブ再加熱温度に使用され
た以外は、第６表に示した実施例と同様の方法でテンパ
ーローリングされた。各鋼のサンプルは、６４９℃、６
０７℃及び５６６℃の温度で、４時間回分焼きなましさ
れた。その結果は、第８表に示され、ｒm値が低下され
たスラブ再加熱温度及び低下された焼きなまし温度を使
用した場合不利な影響を受けないことを表している。事
実、１１４９℃の低下されたスラブ再加熱温度における
ｒm値は、一般に鋼ＣＣ及びＤＤの、１２６０℃の通常
の再加熱温度でのｒm値に等しいか、それ以上であっ
た。５６６℃の低下された焼きなまし温度でのｒm値
は、６４９℃の焼きなまし温度のｒm値よりもやや小さ
かった。前記第７表に示されているように、マンガンと
ｒm値は、明らかに相互依存性がある。低マンガンの鋼
ＣＣのｒm値は、全ての焼きなまし温度において比較的
高いマンガンの鋼ＤＤのｒm値を凌駕した。それにもか
かわらず、０．２１重量％の比較的高いマンガンであっ
も、アルミニウム、窒素及びアルミニウムと窒素の積が
全て注意深く調節された場合は、１１４９℃の低下され
たスラブ再加熱温度及び５６６℃の低下された焼きなま
し温度の使用において、ｒm値は良好で、即ち少なくと
も１．８であった。
【００６５】
【表８】
【００６６】当業者ならば、１５０〜２５０mmの通常の
厚さのスラブが、約２．５mmの厚さに熱間圧延し且つ少
なくとも８７０℃仕上げ温度を有するためには、１２０
０℃の初期温度を必要とすることは理解できよう。約１
１４９℃以下の本発明の最も好ましいスラブ温度が、２
５〜５０mmの厚さの薄い連続鋳造スラブに実際に適用さ
れた。付加的なコスト削減は、１５０mmの通常の厚さを
有する厚いスラブよりむしろ薄いスラブに熔融物を鋳造
することにより可能である。薄いスラブに鋳造すること
により、シートに熱間圧延するための時間とエネルギー
が最小となる。例えば、薄いスラブは荒削りスタンドを
用いる圧下（reduction）を不要にするか、最小にす
る。圧延中の時間及びエネルギーの削減に加えて、初期
スラブ温度が厚いスラブで必要とする温度よりかなり低
いので、さらにエネルギーが削減できる。少なくとも１
２６０℃に代えて、薄いスラブは１０９３℃程度に加熱
することができ、非常に高いｒm値を有する、非時効性
の、回分焼きなましされた、アルミニウムキルド鋼へ熱
間圧延することができる。
【００６７】本発明について、その範囲及び精神を逸脱
することなく、種々の変更をなし得るものである。例え
ば、本発明の鋼は、連続鋳造された薄い又は厚いスラブ
から、およびインゴットから作られたスラブから製造す
ることができる。熱間圧延仕上げ温度がＡｒ3以上で且
つ巻取り温度が好ましくは５９３℃以下である限り、種
々の低下されたスラブ温度を使用することができる。従
って、本発明の制限はその特許請求の範囲の記載から決
定される。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の一態様である冷間圧下された再結晶回
分焼きなまし鋼の粒状組織を１００倍に拡大した写真で
ある。
【図２】図１と同じ組成を有するが、本発明外の粒状組
織を有する鋼の粒状組織を１００倍に拡大した写真であ
る。
【図３】本発明の方法を用いて製造されたものである
が、ｒm値が本発明外である鋼の粒状組織を１００倍に
拡大した写真である。
【図４】慣用の組成を有し、かつ慣用の温度から熱間圧
延されたスラブから製造された、冷間圧下された再結晶
回分焼きなましアルミニウムキルド鋼の粒状組織を１０
０倍に拡大した写真である。
【図５】種々のスラブ温度及び種々の熱間圧延巻取り温
度における、マンガン組成を関数とする、冷間圧下され
た回分焼きなましアルミニウムキルド鋼のｒm値を示す
グラフである。
【図６】種々の酸溶解アルミニウム、全窒素及びマンガ
ン組成における、スラブ温度を関数とする、冷間圧下さ
れた回分焼きなましアルミニウムキルド鋼のｒm値を示
すグラフである。
【図７】回分焼きなまし温度、スラブ再熱間温度及びマ
ンガン組成を関数とする、冷間圧下されたアルミニウム
キルド鋼のｒm値を示すグラフである。
【図８】回分焼きなまし温度、スラブ再加熱温度及びマ
ンガン組成を関数とする、図７の鋼の引張強さを示すグ
ラフである。
【図９】回分焼きなまし温度、スラブ再加熱温度及びマ
ンガン組成を関数とする、図７の鋼の全伸びを示すグラ
フである。
【図１０】種々の酸溶解アルミニウム、全窒素及びマン
ガン組成における、熱間圧延時間を関数とする、冷間圧
下された回分焼きなましアルミニウムキルド鋼のｒm値
を示すグラフである。
【図１１】１１４９℃の温度を有するスラブから、二つ
の異なる熱間圧延時間で熱間圧延され、かつ６４９℃で
４時間回分焼きなましされた、冷間圧下されたアルミニ
ウムキルド鋼における、酸溶解アルミニウムと全窒素と
の積を関数とするｒm値を示すグラフである。
【図１２】１１４９℃の温度を有するスラブから熱間圧
延された場合の種々の酸溶解アルミニウム、全窒素及び
マンガン組成における、回分焼きなまし温度を関数とす
る冷間圧下されたアルミニウムキルド鋼のｒm値を示す
グラフである。
【図１３】約１１４９℃の温度を有するスラブから熱間
圧延され、かつ６４９℃で４時間焼きなましされた鋼に
おける、マンガン、熱間圧延時間、及びアルミニウムと
窒素との積を関数とする冷間圧下されたアルミニウムキ
ルド鋼のｒm値を示すグラフである。

Claims (36)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】 細長い粒子組織により特徴づけられ且つ
    少なくとも１．８のｒｍ値を有する、冷間圧下され、再
    結晶回分焼きなましされた非時効性シートからなるアル
    ミニウムキルド鋼であって、該シートが０．０８重量％
    以下の炭素、０．１重量％以下の酸溶解アルミニウム、
    ０．２０重量％以下のマンガン、残部は鉄及び不可避的
    不純物から本質的になり、該シートが１２６０℃以下の
    熱間圧延温度を有するスラブから製造され、その際該ス
    ラブが溶解した窒素を有するシートに熱間圧延されるア
    ルミニウムキルド鋼。
  2. 【請求項２】 細長い粒子組織により特徴づけられ且つ
    少なくとも２．０のｒm値を有する、冷間圧下され、再
    結晶回分焼きなましされた非時効性シートからなるアル
    ミニウムキルド鋼であって、該シートが０．０５重量％
    以下の炭素、０．０２〜０．１重量％の酸溶解アルミニ
    ウム、０．２０重量％以下のマンガン、残部は鉄及び不
    可避的不純物から本質的になり、該シートが１１７５℃
    以下の熱間圧延温度を有する連続鋳造スラブから製造さ
    れ、その際該スラブが溶解した窒素を有するシートに熱
    間圧延されるアルミニウムキルド鋼。
  3. 【請求項３】 前記スラブが２５〜５０ｍｍの厚さに連
    続的に鋳造される請求項１記載のアルミニウムキルド
    鋼。
  4. 【請求項４】 前記スラブが、熱間圧延される前にＡｒ
    3以下の温度に冷却された連続鋳造スラブであり、該冷
    却が窒化アルミニウムの析出を引き起こし、該窒化アル
    ミニウムを再溶解するために該スラブを熱間圧延する前
    に１２６０℃以下に再加熱される請求項１記載のアルミ
    ニウムキルド鋼。
  5. 【請求項５】 前記熱間圧延されたシートが５９３℃以
    下の熱間圧延巻取り温度を有する請求項１記載のアルミ
    ニウムキルド鋼。
  6. 【請求項６】 前記回分焼きなましが、少なくとも６４
    ９℃の温度である請求項１記載のアルミニウムキルド
    鋼。
  7. 【請求項７】 細長い粒子組織により特徴づけられ且つ
    少なくとも２．０のｒｍ値を有する、冷間圧下され、再
    結晶回分焼きなましされた非時効性シートからなるアル
    ミニウムキルド鋼であって、該シートが０．０５重量％
    以下の炭素、０．０２〜０．１重量％の酸溶解アルミニ
    ウム、０．２０重量％以下のマンガン、残部は鉄及び不
    可避的不純物から本質的になり、該シートが連続的に鋳
    造されたスラブから製造され、該スラブは熱間圧延前に
    Ａｒ3以下の温度に冷却され、該スラブが熱間圧延前に
    １１７５℃以下の温度に再加熱され、その際該スラブが
    溶解した窒素を有するシートに熱間圧延され、該熱間圧
    延がＡｒ3以上の仕上げ温度及び５９３℃以下の巻取り
    温度を含む、アルミニウムキルド鋼。
  8. 【請求項８】 前記スラブが５０ｍｍ以下の厚さに連続
    的に鋳造される請求項７記載のアルミニウムキルド鋼。
  9. 【請求項９】 ０．０８重量％以下の炭素、０．１重量
    ％以下の酸溶解アルミニウム、０．２０重量％以下のマ
    ンガン、残部は鉄及び不可避的不純物から本質的になる
    スラブを用意し、１２６０℃以下の熱間圧延温度を有す
    る該スラブを熱間圧延して溶解した窒素を有するシート
    となし、該熱間圧延されたシートを巻取り、該熱間圧延
    されたシートをデスケーリングし、該デスケーリングさ
    れたシートを冷間圧下し、該冷間圧下されたシートを再
    結晶回分焼きなましすることからなり、該焼きなましさ
    れたシートが非時効性であり、細長い粒子組織で特徴づ
    けられ且つ少なくとも１．８のｒm値を有するものであ
    る、アルミニウムキルド鋼の製造法。
  10. 【請求項１０】 ０．０５重量％以下の炭素、０．０２
    〜０．１重量％の酸溶解アルミニウム、０．２０重量％
    以下のマンガン、残部は鉄及び不可避的不純物から本質
    的になる熔融物を用意し、該熔融物をスラブに鋳造し、
    １１７５℃以下の熱間圧延温度を有する該スラブを熱間
    圧延して溶解した窒素を有するシートとなし、該熱間圧
    延されたシートを巻取り、該熱間圧延されたシートをデ
    スケーリングし、該デスケーリングされたシートを冷間
    圧下し、該冷間圧下されたシートを再結晶回分焼きなま
    しすることからなり、該焼きなましされたシートが非時
    効性であり、細長い粒子組織で特徴づけられ且つ少なく
    とも２．０のｒm値を有するものである、アルミニウム
    キルド鋼の製造法。
  11. 【請求項１１】 前記スラブの連続的鋳造、及び鋳造後
    該スラブをＡｒ3以下の温度に冷却する付加工程を含む
    請求項９記載の製造法。
  12. 【請求項１２】 ２５〜５０ｍｍの厚さを有する前記ス
    ラブを連続的に鋳造する付加工程を含む請求項９記載の
    製造法。
  13. 【請求項１３】 前記熱間圧延されたシートの仕上げ温
    度がＡｒ3以上であり、該シートの巻取り温度が５９３
    ℃以下である請求項９記載の製造法。
  14. 【請求項１４】 前記回分焼きなましが少なくとも６４
    ９℃の温度である請求項９記載の製造法。
  15. 【請求項１５】 ０．０５重量％以下の炭素、０．０２
    〜０．１重量％の酸溶解アルミニウム、０．２０重量％
    以下のマンガン、残部は鉄及び不可避的不純物から本質
    的になる熔融物を用意し、該熔融物をスラブに鋳造し、
    該スラブをＡｒ3以下の温度に冷却し、該スラブを１１
    ７５℃以下の温度に再加熱し、該スラブを熱間圧延して
    Ａｒ3以上の仕上げ温度を有するシートとなし、該熱間
    圧延されたシートを５９３℃以下の温度で巻取り、その
    際該シートは溶解した窒素を含み、該熱間圧延されたシ
    ートをデスケーリングし、該デスケーリングされたシー
    トを冷間圧下し、該冷間圧下されたシートを再結晶回分
    焼きなましすることからなり、該焼きなましされたシー
    トが非時効性であり、細長い粒子組織で特徴づけられ且
    つ少なくとも２．０のｒm値を有するものである、アル
    ミニウムキルド鋼の製造法。
  16. 【請求項１６】 細長い粒子組織により特徴づけられ且
    つ少なくとも１．８のｒm値を有する、冷間圧下され、
    再結晶回分焼きなましされた非時効性シートからなるア
    ルミニウムキルド鋼であって、該シートが０．０８重量
    ％以下の炭素、０．０１重量％以上の酸溶解アルミニウ
    ム、０．２４重量％以下のマンガン、不純物としての窒
    素を含み、その際酸溶解アルミニウム重量％と全窒素重
    量％の積が５×１０-4以下であり、残部は鉄及び不可避
    的不純物から本質的になり、該シートが１２６０℃以下
    の熱間圧延温度を有するスラブから製造され、その際該
    スラブが溶解した窒素を有するシートに熱間圧延される
    アルミニウムキルド鋼。
  17. 【請求項１７】 前記シートが０．０３〜０．０８重量
    ％の酸溶解アルミニウムを有し、前記ｒm値が少なくと
    も２．０である請求項１６記載のアルミニウムキルド
    鋼。
  18. 【請求項１８】 前記シートが０．００３〜０．００７
    重量％の全窒素を有し、前記ｒm値が少なくとも２．０
    である請求項１６記載のアルミニウムキルド鋼。
  19. 【請求項１９】 前記シートが０．２０重量％以下のマ
    ンガンを有し、前記ｒm値が少なくとも２．０である請
    求項１６記載のアルミニウムキルド鋼。
  20. 【請求項２０】 前記シートが２９〜３２kg/cm2の引張
    強さ及び少なくとも４２％の全伸びを有する請求項１６
    記載のアルミニウムキルド鋼。
  21. 【請求項２１】 前記シートが０．０５〜０．０６重量
    ％の酸溶解アルミニウム、０．００４〜０．００６重量
    ％の全窒素を有し、酸溶解アルミニウム重量％と全窒素
    重量％の積が２×１０-4〜４×１０-4の範囲にあり、前
    記ｒm値が少なくとも２．０である請求項１６記載のア
    ルミニウムキルド鋼。
  22. 【請求項２２】 細長い粒子組織により特徴づけられ且
    つ少なくとも２．０のｒm値を有する、冷間圧下され、
    再結晶回分焼きなましされた非時効性シートからなるア
    ルミニウムキルド鋼であって、該シートが０．０５重量
    ％以下の炭素、０．０３〜０．０８重量％の酸溶解アル
    ミニウム、０．００３〜０．００７重量％の全窒素、
    ０．２４重量％以下のマンガンを含み、その際酸溶解ア
    ルミニウム重量％と全窒素重量％の積が５×１０-4以下
    であり、残部は鉄及び不可避的不純物から本質的にな
    り、該シートが１１７５℃以下の熱間圧延温度を有する
    連続鋳造スラブから製造され、その際該スラブが溶解し
    た窒素を有するシートに熱間圧延されるアルミニウムキ
    ルド鋼。
  23. 【請求項２３】 細長い粒子組織により特徴づけられ且
    つ少なくとも２．０のｒm値を有する、冷間圧下され、
    再結晶回分焼きなましされた非時効性シートからなるア
    ルミニウムキルド鋼であって、該シートが０．０５重量
    ％以下の炭素、０．０５〜０．０６重量％の酸溶解アル
    ミニウム、０．００４〜０．００６重量％の全窒素及び
    ０．２４重量％以下のマンガンを含み、その際酸溶解ア
    ルミニウム重量％と全窒素重量％の積が２×１０-4〜４
    ×１０-4であり、残部は鉄及び不可避的不純物から本質
    的になり、該シートが１１７５℃以下の熱間圧延温度を
    有する連続鋳造スラブから製造され、その際該スラブが
    溶解した窒素を有するシートに熱間圧延されるアルミニ
    ウムキルド鋼。
  24. 【請求項２４】 ０．０８重量％以下の炭素、０．０１
    重量％以上の酸溶解アルミニウム、０．２４重量％以下
    のマンガン及び不純物としての窒素を含み、その際酸溶
    解アルミニウム重量％と全窒素重量％の積が５×１０-4
    以下であり、残部は鉄及び不可避的不純物から本質的に
    なるスラブを用意し、１２６０℃以下の熱間圧延温度を
    有する該スラブを熱間圧延して溶解した窒素を有するシ
    ートとなし、該熱間圧延されたシートを巻取り、該熱間
    圧延されたシートをデスケーリングし、該デスケーリン
    グされたシートを冷間圧下し、該冷間圧下されたシート
    を再結晶回分焼きなましすることからなり、該焼きなま
    しされたシートが非時効性であり、細長い粒子組織で特
    徴づけられ且つ少なくとも１．８のｒm値を有するもの
    である、アルミニウムキルド鋼の製造法。
  25. 【請求項２５】 前記回分焼きなましが少なくとも６４
    ９℃の温度である請求項２４記載の製造法。
  26. 【請求項２６】 前記回分焼きなましが少なくとも５３
    ８℃の温度である請求項２４記載の製造法。
  27. 【請求項２７】 前記スラブが０．０３〜０．０８重量
    ％の酸溶解アルミニウムを有し、ｒm値が少なくとも
    ２．０である請求項２４記載の製造法。
  28. 【請求項２８】 前記スラブが０．００３〜０．００７
    重量％の全窒素を有し、ｒm値が少なくとも２．０であ
    る請求項２４記載の製造法。
  29. 【請求項２９】 前記スラブが０．２０重量％以下のマ
    ンガンを有し、ｒm値が少なくとも２．０である請求項
    ２４記載の製造法。
  30. 【請求項３０】 前記スラブが０．０５〜０．０６重量
    ％の酸溶解アルミニウム、０．００４〜０．００６重量
    ％の全窒素、酸溶解アルミニウム重量％と全窒素重量％
    の積が２×１０-4〜４×１０-4の範囲にあり、ｒm値が
    少なくとも２．０である請求項２４記載の製造法。
  31. 【請求項３１】 前記回分焼きなましされたシートが２
    ９〜３２kg/cm2の引張強さ及び少なくとも４２％の全伸
    びを有する請求項２４記載の製造法。
  32. 【請求項３２】 前記スラブが２５〜５０ｍｍの厚さに
    連続的に鋳造される請求項２４記載の製造法。
  33. 【請求項３３】 前記スラブをＡｒ3以下の温度に冷却
    して窒化アルミニウムを析出させ、該スラブを熱間圧延
    する前に１２６０℃以下の温度に再加熱して該窒化アル
    ミニウムを再溶解する付加工程を含む請求項２４記載の
    製造法。
  34. 【請求項３４】 ０．０５重量％以下の炭素、０．０３
    〜０．０８重量％の酸溶解アルミニウム、０．００３〜
    ０．００７重量％の全窒素、０．２４重量％以下のマン
    ガンを含み、その際酸溶解アルミニウム重量％と全窒素
    重量％の積が５×１０-4以下であり、残部は鉄及び不可
    避的不純物から本質的になる熔融物を用意し、該熔融物
    をスラブに鋳造し、該スラブをＡｒ3以下の温度に冷却
    して窒化アルミニウムを析出させ、該スラブを１１７５
    ℃以下の温度に再加熱して該窒化アルミニウムを再溶解
    させ、該スラブを熱間圧延して溶解した窒素を有するシ
    ートとなし、該熱間圧延されたシートを巻取り、該熱間
    圧延されたシートをデスケーリングし、該デスケーリン
    グされたシートを冷間圧下し、該冷間圧下されたシート
    を再結晶回分焼きなましすることからなり、該焼きなま
    しされたシートが非時効性であり、細長い粒子組織で特
    徴づけられ且つ少なくとも２．０のｒm値を有するもの
    である、アルミニウムキルド鋼の製造法。
  35. 【請求項３５】 ０．０５重量％以下の炭素、０．０５
    〜０．０６重量％の酸溶解アルミニウム、０．００４〜
    ０．００６重量％の全窒素、０．２４重量％以下のマン
    ガンを含み、その際酸溶解アルミニウム重量％と全窒素
    重量％の積が２×１０-4〜４×１０-4であり、残部は鉄
    及び不可避的不純物から本質的になる熔融物を用意し、
    該熔融物をスラブに鋳造し、該スラブをＡｒ3以下の温
    度に冷却して窒化アルミニウムを析出させ、該スラブを
    １１７５℃以下の温度に再加熱して該窒化アルミニウム
    を再溶解させ、該スラブを熱間圧延して少なくともＡｒ
    3に等しい仕上げ温度を有するシートとなし、該熱間圧
    延されたシートを５９３℃以下の温度で巻取り、その際
    該シートは溶解した窒素を有し、該熱間圧延されたシー
    トをデスケーリングし、該デスケーリングされたシート
    を冷間圧下し、該冷間圧下されたシートを５３８〜６４
    ９℃の範囲で再結晶回分焼きなましすることからなり、
    該焼きなましされたシートが非時効性であり、細長い粒
    子組織で特徴づけられ且つ少なくとも２．０のｒm値を
    有するものである、アルミニウムキルド鋼の製造法。
  36. 【請求項３６】 ０．０８重量％以下の炭素、０．０１
    重量％以上の酸溶解アルミニウム、０．２４重量％以下
    のマンガン及び不純物としての窒素を含み、その際酸溶
    解アルミニウム重量％と全窒素重量％の積が５×１０-4
    以下であり、残部は鉄及び不可避的不純物から本質的に
    なる熔融物を用意し、該熔融物を連続的に鋳造して２５
    〜５０ｍｍの厚さを有するスラブとなし、、該スラブを
    Ａｒ3以下の温度に冷却して窒化アルミニウムを析出さ
    せ、該スラブを１１７５℃以下の温度に再加熱して該窒
    化アルミニウムを再溶解させ、該スラブを熱間圧延して
    溶解した窒素を有するシートとなし、該熱間圧延された
    シートを巻取り、該熱間圧延されたシートをデスケーリ
    ングし、該デスケーリングされたシートを冷間圧下し、
    該冷間圧下されたシートを再結晶回分焼きなましするこ
    とからなり、該焼きなましされたシートが非時効性であ
    り、細長い粒子組織で特徴づけられ且つ少なくとも２．
    ０のｒm値を有するものである、アルミニウムキルド鋼
    の製造法。
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